JPH10298711A - 張出し成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
張出し成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH10298711A JPH10298711A JP10172597A JP10172597A JPH10298711A JP H10298711 A JPH10298711 A JP H10298711A JP 10172597 A JP10172597 A JP 10172597A JP 10172597 A JP10172597 A JP 10172597A JP H10298711 A JPH10298711 A JP H10298711A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】張出し成形性に優れた冷延鋼板およびその製造
方法を提供する。 【解決手段】低炭素アルミキルド鋼成分の鋼板で板面に
平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が板
厚方向の平均値で１．０以下である張出し成形性に優れ
た冷延鋼板、および上記成分の鋼を、７２０℃以上Ａｒ
3点−３０℃以下の温度域で熱間圧延した後、巻取り、
酸洗して、圧延率６０％以上、９０％以下の冷間圧延を
施し、さらに、再結晶温度以上、Ａｃ3点以下の温度域
に加熱し、該温度域で５分以下保持した後、冷却速度５
℃／ｓ以上で２５０〜５００℃の温度域まで冷却し、該
温度域で１０分以下の過時効処理をすることを特徴とす
る張出し成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
方法を提供する。 【解決手段】低炭素アルミキルド鋼成分の鋼板で板面に
平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が板
厚方向の平均値で１．０以下である張出し成形性に優れ
た冷延鋼板、および上記成分の鋼を、７２０℃以上Ａｒ
3点−３０℃以下の温度域で熱間圧延した後、巻取り、
酸洗して、圧延率６０％以上、９０％以下の冷間圧延を
施し、さらに、再結晶温度以上、Ａｃ3点以下の温度域
に加熱し、該温度域で５分以下保持した後、冷却速度５
℃／ｓ以上で２５０〜５００℃の温度域まで冷却し、該
温度域で１０分以下の過時効処理をすることを特徴とす
る張出し成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、張出し成形性に優
れた冷延鋼板の製造方法に関するものであり、特に、プ
レス成形において変形部への材料流入が制限される成形
様式の自動車部品等に好適な張出し成形性に優れた冷延
鋼板およびその製造方法に関するものである。
れた冷延鋼板の製造方法に関するものであり、特に、プ
レス成形において変形部への材料流入が制限される成形
様式の自動車部品等に好適な張出し成形性に優れた冷延
鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車部品において最近では、加工組み
立て等の工程数の低減やプレス用金型の製作費の削減を
目的として、プレス成形品の大型化、一体化を指向して
いる。そのため、大物一体成形においては、変形部への
材料流入が制限されるため、成型方法が従来のプレス成
形のような材料を流入させる深絞り成形から材料を流入
させずに変形させる張出し成形が主流になりつつある。
すなわち、従来の深絞り性の指標であるｒ値の高い材料
よりは、張出し成形性の高い材料が要求されるに至って
いる。
立て等の工程数の低減やプレス用金型の製作費の削減を
目的として、プレス成形品の大型化、一体化を指向して
いる。そのため、大物一体成形においては、変形部への
材料流入が制限されるため、成型方法が従来のプレス成
形のような材料を流入させる深絞り成形から材料を流入
させずに変形させる張出し成形が主流になりつつある。
すなわち、従来の深絞り性の指標であるｒ値の高い材料
よりは、張出し成形性の高い材料が要求されるに至って
いる。
【０００３】張出し成形性を改善する方法として、特開
平３−１３０３２３号公報では、Ｔｉ添加極低炭素鋼に
おけるＳｉ量とＰ量の関係を最適に規定し、必要に応じ
て高温時効処理を施すことによってｎ値を向上させる方
法が提案されている。しかしながら、該方法が対象とす
る鋼板はＴｉ添加極低炭素鋼であるために、製鋼コスト
が高いことに加えて、焼鈍に続く６５０℃を超える高温
時効処理はヒートバックル等により鋼板形状を損なうだ
けでなく操業上好ましくないという問題点がある。また
特開平５−２７９７９７号公報には、極低炭素鋼にＴｉ
とＮｂを添加し、その添加量をＣ量との関係で規定する
ことによって高ｒ値と高ｎ値をバランス良く達成する技
術が提案されている。しかし、該発明はＴｉとＮｂを複
合添加した極低炭素鋼を対象としているために製鋼コス
トが高いという問題点ある。また特開昭５６−１６６３
６２号公報には、低炭素アルミキルド鋼にＢを添加しＢ
／Ｎを規定することで張出し成形性に悪影響を及ぼす固
溶Ｎを固定する技術が提案されている。しかしながら、
該技術が対象とする鋼板は、ｎ値の向上代はごく僅かで
ある。
平３−１３０３２３号公報では、Ｔｉ添加極低炭素鋼に
おけるＳｉ量とＰ量の関係を最適に規定し、必要に応じ
て高温時効処理を施すことによってｎ値を向上させる方
法が提案されている。しかしながら、該方法が対象とす
る鋼板はＴｉ添加極低炭素鋼であるために、製鋼コスト
が高いことに加えて、焼鈍に続く６５０℃を超える高温
時効処理はヒートバックル等により鋼板形状を損なうだ
けでなく操業上好ましくないという問題点がある。また
特開平５−２７９７９７号公報には、極低炭素鋼にＴｉ
とＮｂを添加し、その添加量をＣ量との関係で規定する
ことによって高ｒ値と高ｎ値をバランス良く達成する技
術が提案されている。しかし、該発明はＴｉとＮｂを複
合添加した極低炭素鋼を対象としているために製鋼コス
トが高いという問題点ある。また特開昭５６−１６６３
６２号公報には、低炭素アルミキルド鋼にＢを添加しＢ
／Ｎを規定することで張出し成形性に悪影響を及ぼす固
溶Ｎを固定する技術が提案されている。しかしながら、
該技術が対象とする鋼板は、ｎ値の向上代はごく僅かで
ある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】こうした状況を鑑み、
ｎ値の向上という従来の技術思想に頼ることなく張出し
成形性を改善する方法として本発明者らは鋭意研究を重
ねた結果、ＦＬＤ（Ｆｏｒｍｉｎｇ Ｌｉｍｉｔ Ｄｉ
ａｇｒａｍ）線図におけるひずみ経路を等二軸側にシフ
トさせることで成形余裕度が大きくなることを新たに見
出した。
ｎ値の向上という従来の技術思想に頼ることなく張出し
成形性を改善する方法として本発明者らは鋭意研究を重
ねた結果、ＦＬＤ（Ｆｏｒｍｉｎｇ Ｌｉｍｉｔ Ｄｉ
ａｇｒａｍ）線図におけるひずみ経路を等二軸側にシフ
トさせることで成形余裕度が大きくなることを新たに見
出した。
【０００５】そこで、本発明は、それを満たすための鋼
板特性とその製造方法を明らかにして張出し成形性に優
れた冷延鋼板を得ることを目的としたものである。
板特性とその製造方法を明らかにして張出し成形性に優
れた冷延鋼板を得ることを目的としたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、現在、工
業的規模で生産されている冷延鋼板のプロセスを念頭に
おいて、冷延鋼板の張出し成形性を改善すべく鋭意研究
を重ねた結果、図１に示すように低炭素アルミキルド鋼
成分の鋼板の板面に平行な｛１００｝に対する｛１１
１｝の面強度の比と球頭張出し試験の成形高さとの間に
強い相関があることを見出し、板面に平行な｛１００｝
に対する｛１１１｝の面強度の比が板厚方向の平均値で
１．０以下で成形限界高さが著しく向上することを新規
に知見した。また、熱間圧延条件、冷間圧延率、焼鈍条
件等を制限することによって、板面に平行な｛１００｝
に対する｛１１１｝の面強度の比が板厚方向の平均値で
１．０以下という鋼板を製造できることも新たに知見し
た。
業的規模で生産されている冷延鋼板のプロセスを念頭に
おいて、冷延鋼板の張出し成形性を改善すべく鋭意研究
を重ねた結果、図１に示すように低炭素アルミキルド鋼
成分の鋼板の板面に平行な｛１００｝に対する｛１１
１｝の面強度の比と球頭張出し試験の成形高さとの間に
強い相関があることを見出し、板面に平行な｛１００｝
に対する｛１１１｝の面強度の比が板厚方向の平均値で
１．０以下で成形限界高さが著しく向上することを新規
に知見した。また、熱間圧延条件、冷間圧延率、焼鈍条
件等を制限することによって、板面に平行な｛１００｝
に対する｛１１１｝の面強度の比が板厚方向の平均値で
１．０以下という鋼板を製造できることも新たに知見し
た。
【０００７】なお、図１に示した実験は、強度２７９〜
３０２ＭＰａ、伸び４９〜５２％、板厚０．８ｍｍの供
試材からブランク寸法２００×２００ｍｍの試験片を切
り出し、球頭パンチφ１００ｍｍ、ダイφ１０８ｍｍ−
Ｒ１０ｍｍの工具を使用してビード押さえ力３００ｋ
Ｎ、潤滑油として防錆油Ｚ３を使って行った。本発明
は、上記知見により構成したもので、その要旨は以下の
通りである。 （１） 質量％にて、Ｃ ：０．０２〜０．０６％、Ｓ
ｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ ≦０．
１０％、Ｓ ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ ≦０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなり、板面に平行な｛１００｝に対する
｛１１１｝の面強度の比が板厚方向の平均値で１．０以
下であることを特徴とする張出し成形性に優れた冷延鋼
板。 （２） さらに、質量％にて、Ｂ≦０．００５０％を含
有することを特徴とする前記（１）に記載の張出し成形
性に優れた冷延鋼板。 （３） 質量％にて、Ｃ ：０．０２〜０．０６％、Ｓ
ｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ ≦０．
１０％、Ｓ ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ ≦０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を、７２０℃以上、Ａｒ3点−３０
℃以下の温度域で熱間圧延した後、巻取り、酸洗して、
圧延率６０％以上、９０％以下の冷間圧延を施し、さら
に再結晶温度以上、Ａｃ3 点以下の温度域に加熱し、該
温度域で５分以下保持した後、冷却速度５℃／ｓ以上で
２５０〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１０
分以下の過時効処理を施すことを特徴とする板面に平行
な｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が板厚方
向の平均値で１．０以下である張出し成形性に優れた冷
延鋼板の製造方法。 （４） さらに、質量％にて、Ｂ≦０．００５０％を含
有することを特徴とする前記（３）に記載の張出し成形
性に優れた冷延鋼板の製造方法。
３０２ＭＰａ、伸び４９〜５２％、板厚０．８ｍｍの供
試材からブランク寸法２００×２００ｍｍの試験片を切
り出し、球頭パンチφ１００ｍｍ、ダイφ１０８ｍｍ−
Ｒ１０ｍｍの工具を使用してビード押さえ力３００ｋ
Ｎ、潤滑油として防錆油Ｚ３を使って行った。本発明
は、上記知見により構成したもので、その要旨は以下の
通りである。 （１） 質量％にて、Ｃ ：０．０２〜０．０６％、Ｓ
ｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ ≦０．
１０％、Ｓ ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ ≦０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなり、板面に平行な｛１００｝に対する
｛１１１｝の面強度の比が板厚方向の平均値で１．０以
下であることを特徴とする張出し成形性に優れた冷延鋼
板。 （２） さらに、質量％にて、Ｂ≦０．００５０％を含
有することを特徴とする前記（１）に記載の張出し成形
性に優れた冷延鋼板。 （３） 質量％にて、Ｃ ：０．０２〜０．０６％、Ｓ
ｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ ≦０．
１０％、Ｓ ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ ≦０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を、７２０℃以上、Ａｒ3点−３０
℃以下の温度域で熱間圧延した後、巻取り、酸洗して、
圧延率６０％以上、９０％以下の冷間圧延を施し、さら
に再結晶温度以上、Ａｃ3 点以下の温度域に加熱し、該
温度域で５分以下保持した後、冷却速度５℃／ｓ以上で
２５０〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１０
分以下の過時効処理を施すことを特徴とする板面に平行
な｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が板厚方
向の平均値で１．０以下である張出し成形性に優れた冷
延鋼板の製造方法。 （４） さらに、質量％にて、Ｂ≦０．００５０％を含
有することを特徴とする前記（３）に記載の張出し成形
性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【０００８】ただし、ここに言う板面に平行な｛１０
０｝に対する｛１１１｝の面強度の比とは、ＡＳＴＭ
Ｓｔａｎｄａｒｄｓ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ Ｅ８１
−６３に示された方法でＸ線を用いて測定されるべき値
である。本実験の測定装置は、理学電機製、ＲＩＮＴ１
５００型、Ｘ線測定装置を用いた。測定は、測定速度４
０回／分で行い、Ｘ線源としてＭｏ−Ｋαを用い管電圧
６０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件で、フィルターとし
てＺｒ−Ｋβを使っている。ゴニオメータは、広角ゴニ
オメータを使ってステップ幅は０．０１０°で、スリッ
トは発散スリット１°、散乱スリット１°、受光スリッ
ト０．１５ｍｍである。また、板面に平行な｛１００｝
に対する｛１１１｝の面強度の比の板厚方向の平均値と
は、図２に示すように、面積Ａと面積Ｂが等しくなる値
とする。
０｝に対する｛１１１｝の面強度の比とは、ＡＳＴＭ
Ｓｔａｎｄａｒｄｓ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ Ｅ８１
−６３に示された方法でＸ線を用いて測定されるべき値
である。本実験の測定装置は、理学電機製、ＲＩＮＴ１
５００型、Ｘ線測定装置を用いた。測定は、測定速度４
０回／分で行い、Ｘ線源としてＭｏ−Ｋαを用い管電圧
６０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件で、フィルターとし
てＺｒ−Ｋβを使っている。ゴニオメータは、広角ゴニ
オメータを使ってステップ幅は０．０１０°で、スリッ
トは発散スリット１°、散乱スリット１°、受光スリッ
ト０．１５ｍｍである。また、板面に平行な｛１００｝
に対する｛１１１｝の面強度の比の板厚方向の平均値と
は、図２に示すように、面積Ａと面積Ｂが等しくなる値
とする。
【０００９】なお、上記の本発明の焼鈍工程は、箱焼鈍
工程、連続焼鈍工程又は連続溶融亜鉛めっき工程のいず
れで行ってもよい。
工程、連続焼鈍工程又は連続溶融亜鉛めっき工程のいず
れで行ってもよい。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．０６％超含有していると強度が上昇し張出し
成形性に良くない伸びの低下を招くので、０．０６％以
下とする。また０．０２％未満であると板面に平行な
｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が１．０よ
り大きくなってしまい張出し成形性が劣化するので０．
０２％以上とする。
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．０６％超含有していると強度が上昇し張出し
成形性に良くない伸びの低下を招くので、０．０６％以
下とする。また０．０２％未満であると板面に平行な
｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が１．０よ
り大きくなってしまい張出し成形性が劣化するので０．
０２％以上とする。
【００１１】Ｓｉは、固溶強化元素であり、０．５％超
添加すると固溶硬化が著しくなり加工用に不適当になる
ので、０．５％以下とする。溶融亜鉛めっき用途の場合
は、溶融亜鉛めっきの密着性のために、０．１％以下と
するのが好ましい。Ｍｎは、鋼の赤熱脆化防止の点か
ら、０．０５％以上必要である。また、２．０％超添加
すると延性が低下するため２．０％以下とする。なお、
ＭｎはＡｃ3点を低下させる作用があるため再結晶焼鈍
の温度を確保する必要がある場合は１．０％以下とする
のが好ましい。
添加すると固溶硬化が著しくなり加工用に不適当になる
ので、０．５％以下とする。溶融亜鉛めっき用途の場合
は、溶融亜鉛めっきの密着性のために、０．１％以下と
するのが好ましい。Ｍｎは、鋼の赤熱脆化防止の点か
ら、０．０５％以上必要である。また、２．０％超添加
すると延性が低下するため２．０％以下とする。なお、
ＭｎはＡｃ3点を低下させる作用があるため再結晶焼鈍
の温度を確保する必要がある場合は１．０％以下とする
のが好ましい。
【００１２】Ｐは、強力な固溶強化元素であるので求め
られる強度レベルに応じて添加する。ただし０．１０％
超添加するとその溶接性に悪影響を及ぼすので、上限を
０．１０％とする。Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れ
を引き起こすので極力低減させるべきであるが、０．０
２％以下ならば許容できる範囲である。
られる強度レベルに応じて添加する。ただし０．１０％
超添加するとその溶接性に悪影響を及ぼすので、上限を
０．１０％とする。Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れ
を引き起こすので極力低減させるべきであるが、０．０
２％以下ならば許容できる範囲である。
【００１３】Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以
上添加する必要があるが、あまり多量に添加すると、非
金属介在物を増大させ延性を劣化させるだけでなく、コ
ストの上昇を招くため、その上限を０．１％とする。Ｎ
は、Ｃ同様伸びにとって好ましくない元素であるので、
０．０１％以下とする。
上添加する必要があるが、あまり多量に添加すると、非
金属介在物を増大させ延性を劣化させるだけでなく、コ
ストの上昇を招くため、その上限を０．１％とする。Ｎ
は、Ｃ同様伸びにとって好ましくない元素であるので、
０．０１％以下とする。
【００１４】Ｂは、ＢＮとして析出して伸びにとって好
ましくない固溶Ｎを低減する効果があるので必要に応じ
て添加する。しかし、０．００５０％超添加してもその
効果が飽和するので、０．００５０％以下とする。な
お、本発明において、上記以外の成分はＦｅとなるが、
スクラップ等の溶製原料から混入する不可避的不純物の
含有は許容される。
ましくない固溶Ｎを低減する効果があるので必要に応じ
て添加する。しかし、０．００５０％超添加してもその
効果が飽和するので、０．００５０％以下とする。な
お、本発明において、上記以外の成分はＦｅとなるが、
スクラップ等の溶製原料から混入する不可避的不純物の
含有は許容される。
【００１５】次に、本発明の製造方法の限定理由につい
て以下に詳細に述べる本発明は、溶鋼に添加元素を単体
または母合金の形で目的の成分含有量になるように添加
し、鋳込むことによって得たスラブを、高温鋳片のまま
熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱
炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。再加熱温度
については特に制限はないが、１２５０℃以上である
と、所定の圧延終了温度に達するまでに温度待ちをしな
ければならないので、再加熱温度は１２５０℃未満が望
ましい。
て以下に詳細に述べる本発明は、溶鋼に添加元素を単体
または母合金の形で目的の成分含有量になるように添加
し、鋳込むことによって得たスラブを、高温鋳片のまま
熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱
炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。再加熱温度
については特に制限はないが、１２５０℃以上である
と、所定の圧延終了温度に達するまでに温度待ちをしな
ければならないので、再加熱温度は１２５０℃未満が望
ましい。
【００１６】熱間圧延工程は、仕上圧延最終パス温度
（ＦＴ）が７２０℃以上Ａｒ3 点−３０℃以下の温度域
で終了する必要がある。熱間圧延中に圧延温度が７２０
℃を切ると、熱間圧延荷重が著しく増加し操業上支障と
なるばかりでなく、プレス成形時における材料の表面品
位低下につながるためである。また、Ａｒ3 点−３０℃
より高い温度域で熱間圧延を終了すると圧延中に十分な
量のフェライトが生成されないだけでなく、生成したフ
ェライト相においても圧延パス間に回復や再結晶が進
み、フェライト中にセメンタイトを析出させるのに十分
なひずみが蓄積されない。従って、７２０℃以上Ａｒ3
点−３０℃以下の温度域で熱間圧延を終了する必要があ
る。
（ＦＴ）が７２０℃以上Ａｒ3 点−３０℃以下の温度域
で終了する必要がある。熱間圧延中に圧延温度が７２０
℃を切ると、熱間圧延荷重が著しく増加し操業上支障と
なるばかりでなく、プレス成形時における材料の表面品
位低下につながるためである。また、Ａｒ3 点−３０℃
より高い温度域で熱間圧延を終了すると圧延中に十分な
量のフェライトが生成されないだけでなく、生成したフ
ェライト相においても圧延パス間に回復や再結晶が進
み、フェライト中にセメンタイトを析出させるのに十分
なひずみが蓄積されない。従って、７２０℃以上Ａｒ3
点−３０℃以下の温度域で熱間圧延を終了する必要があ
る。
【００１７】巻取、酸洗後の冷延工程では、圧延率６０
％以上、９０％以下の冷間圧延を施す。圧延率が６０％
未満であると、後の焼鈍工程において十分に再結晶をし
ないので延性が劣化する。また、９０％超の圧延率で冷
間圧延を行っても、冷延荷重が大きくなるだけで再結晶
を十分にさせる効果が飽和してしまう。従って、冷延工
程での圧延率は６０％以上、９０％以下とする。
％以上、９０％以下の冷間圧延を施す。圧延率が６０％
未満であると、後の焼鈍工程において十分に再結晶をし
ないので延性が劣化する。また、９０％超の圧延率で冷
間圧延を行っても、冷延荷重が大きくなるだけで再結晶
を十分にさせる効果が飽和してしまう。従って、冷延工
程での圧延率は６０％以上、９０％以下とする。
【００１８】焼鈍温度は、Ａｃ3 点超の温度であると、
γ域あるいはα＋γの二相域での焼鈍になってしまい結
晶粒の粗大化が起こり、強度と延性が共に劣化するだけ
でなく｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が
１．０以下の再結晶集合組織の形成を著しく阻害するた
めＡｃ3 点以下とする。また、再結晶温度未満では、再
結晶が起こらず延性が劣化するだけでなく｛１００｝に
対する｛１１１｝の面強度の比が１．０以下の再結晶集
合組織の形成が起こらないので焼鈍温度は、再結晶温度
以上とする。
γ域あるいはα＋γの二相域での焼鈍になってしまい結
晶粒の粗大化が起こり、強度と延性が共に劣化するだけ
でなく｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が
１．０以下の再結晶集合組織の形成を著しく阻害するた
めＡｃ3 点以下とする。また、再結晶温度未満では、再
結晶が起こらず延性が劣化するだけでなく｛１００｝に
対する｛１１１｝の面強度の比が１．０以下の再結晶集
合組織の形成が起こらないので焼鈍温度は、再結晶温度
以上とする。
【００１９】焼鈍温度における保持時間は、５分超であ
っても再結晶による延性の回復が飽和してしまうので焼
鈍温度における保持時間は５分以内とする。焼鈍後の冷
却速度（一次冷却速度）は、５℃／ｓ未満であると過時
効処理にて析出するセメンタイトの析出核の析出の駆動
力が低くなり過時効処理において十分なセメンタイトを
析出させることができないので一次冷却速度は５℃／ｓ
以上と限定する。
っても再結晶による延性の回復が飽和してしまうので焼
鈍温度における保持時間は５分以内とする。焼鈍後の冷
却速度（一次冷却速度）は、５℃／ｓ未満であると過時
効処理にて析出するセメンタイトの析出核の析出の駆動
力が低くなり過時効処理において十分なセメンタイトを
析出させることができないので一次冷却速度は５℃／ｓ
以上と限定する。
【００２０】過時効処理は、過飽和に存在している固溶
Ｃをセメンタイトとして析出させることによって、延性
が改善されるので、２５０〜５００℃の温度域で１０分
以下の過時効処理をする。ただし、５００℃超であると
析出するセメンタイトの量が少なく固溶Ｃが残ってしま
い延性が得られないので、５００℃以下とする必要があ
る。一方、２５０℃未満であると十分にセメンタイトを
析出させるためには、過時効時間を著しく長くする必要
があり現実的でないため、２５０℃以上と限定する。ま
た、上記処理温度で１０分超の過時効処理を行っても、
過時効の効果は飽和するため、処理時間は１０分以下と
する。
Ｃをセメンタイトとして析出させることによって、延性
が改善されるので、２５０〜５００℃の温度域で１０分
以下の過時効処理をする。ただし、５００℃超であると
析出するセメンタイトの量が少なく固溶Ｃが残ってしま
い延性が得られないので、５００℃以下とする必要があ
る。一方、２５０℃未満であると十分にセメンタイトを
析出させるためには、過時効時間を著しく長くする必要
があり現実的でないため、２５０℃以上と限定する。ま
た、上記処理温度で１０分超の過時効処理を行っても、
過時効の効果は飽和するため、処理時間は１０分以下と
する。
【００２１】本発明では、大物一体成形などに代表され
る変形部への材料流入が制限されるプレス成形において
材料を流入させずに変形させる張出し成形性を向上させ
るため、板面に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の
面強度の比が板厚方向の平均値で１．０以下とする必要
がある。
る変形部への材料流入が制限されるプレス成形において
材料を流入させずに変形させる張出し成形性を向上させ
るため、板面に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の
面強度の比が板厚方向の平均値で１．０以下とする必要
がある。
【００２２】
【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｈの鋼は、鉄鉱石
を原料として高炉にて出銑し、転炉にて溶製して、連続
鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱し、表２に示すよ
うに７５０〜９２０℃の仕上圧延温度で圧延し、巻取
り、次いで酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を施し、連
続焼鈍ライン（スキンパス圧延率０．８％）に通板し
た。ただし、表中の記号は、ＦＴ：仕上圧延終了温度、
ＣＲ：冷延率、ＳＴ：焼鈍温度、ＯＡＴ：過時効処理温
度、ＹＰ：降伏強度、ＴＳ：引張強さ、Ｅｌ：破断伸
び、ＬＤＨ：限界張出し高さ、｛１１１｝／｛１０
０｝：板面に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の面
強度の比である。なお表中の化学組成についての表示は
質量％である。
る。表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｈの鋼は、鉄鉱石
を原料として高炉にて出銑し、転炉にて溶製して、連続
鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱し、表２に示すよ
うに７５０〜９２０℃の仕上圧延温度で圧延し、巻取
り、次いで酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を施し、連
続焼鈍ライン（スキンパス圧延率０．８％）に通板し
た。ただし、表中の記号は、ＦＴ：仕上圧延終了温度、
ＣＲ：冷延率、ＳＴ：焼鈍温度、ＯＡＴ：過時効処理温
度、ＹＰ：降伏強度、ＴＳ：引張強さ、Ｅｌ：破断伸
び、ＬＤＨ：限界張出し高さ、｛１１１｝／｛１０
０｝：板面に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の面
強度の比である。なお表中の化学組成についての表示は
質量％である。
【００２３】
【表１】
【００２４】このようにして得られた焼鈍板の引張試験
は、供試材を、まず、ＪＩＳ Ｚ２２０１記載の５号試
験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に
従って行った。表２にその試験結果を示す。また、Ｘ線
測定用の試片は、各鋼より、３０ｍｍφの試験片を切り
出した後、表層、１／８ｔ、１／４ｔ、１／２ｔの各板
厚まで化学研磨を行って作成した。板面に平行な｛１０
０｝に対する｛１１１｝の面強度の測定は、ＡＳＴＭ
Ｓｔａｎｄａｒｄｓ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ Ｅ８１
−６３に示された方法で測定した。測定装置は、理学電
機製、ＲＩＮＴ１５００型、Ｘ線測定装置を用いてい
る。測定は、測定速度４０回／分で行い、Ｘ線源として
Ｍｏ−Ｋαを用い管電圧６０ｋＶ、管電流２００ｍＡの
条件で、フィルターとしてＺｒ−Ｋβを使ってる。ゴニ
オメータは、広角ゴニオメータ使ってステップ幅は０．
０１０°で、スリットは発散スリット１°、散乱スリッ
ト１°、受光スリット０．１５ｍｍである。
は、供試材を、まず、ＪＩＳ Ｚ２２０１記載の５号試
験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に
従って行った。表２にその試験結果を示す。また、Ｘ線
測定用の試片は、各鋼より、３０ｍｍφの試験片を切り
出した後、表層、１／８ｔ、１／４ｔ、１／２ｔの各板
厚まで化学研磨を行って作成した。板面に平行な｛１０
０｝に対する｛１１１｝の面強度の測定は、ＡＳＴＭ
Ｓｔａｎｄａｒｄｓ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ Ｅ８１
−６３に示された方法で測定した。測定装置は、理学電
機製、ＲＩＮＴ１５００型、Ｘ線測定装置を用いてい
る。測定は、測定速度４０回／分で行い、Ｘ線源として
Ｍｏ−Ｋαを用い管電圧６０ｋＶ、管電流２００ｍＡの
条件で、フィルターとしてＺｒ−Ｋβを使ってる。ゴニ
オメータは、広角ゴニオメータ使ってステップ幅は０．
０１０°で、スリットは発散スリット１°、散乱スリッ
ト１°、受光スリット０．１５ｍｍである。
【００２５】
【表２】
【００２６】本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ａ−２、
Ａ−３、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｅ−１、Ｅ−２、Ｅ−３、Ｇ
−１、Ｇ−２、Ｇ−３、Ｈ−１、Ｈ−２、Ｈ−３の１４
鋼であり、板面に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝
の面強度の比が板厚方向の平均値で１．０以下である張
出し成形性に優れた冷延鋼板が得られている。上記以外
の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。鋼
Ｂ−３は、仕上圧延終了温度が本発明範囲の上限を超え
ており、従って板面に平行な｛１００｝に対する｛１１
１｝の面強度の比が本発明の範囲外であるので限界張出
し高さが低い。鋼Ｃ−１、Ｄ−２、Ｆ−２は、Ｃの含有
量が本発明の範囲の下限値を割っているので従って板面
に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が
本発明の範囲外であるので限界張出し高さが低い。鋼Ｄ
−１、Ｆ−１、Ｆ−３、Ｆ−４は、Ｃの含有量が本発明
の範囲の下限値を割っているだけでなく仕上圧延終了温
度が本発明範囲の上限を超えているため板面に平行な
｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が本発明の
範囲外であるので限界張出し高さが低い。鋼Ｅ−４は、
焼鈍温度および過時効処理温度が、本発明の下限値を割
っており伸びが低いので限界張出し高さが低い。
Ａ−３、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｅ−１、Ｅ−２、Ｅ−３、Ｇ
−１、Ｇ−２、Ｇ−３、Ｈ−１、Ｈ−２、Ｈ−３の１４
鋼であり、板面に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝
の面強度の比が板厚方向の平均値で１．０以下である張
出し成形性に優れた冷延鋼板が得られている。上記以外
の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。鋼
Ｂ−３は、仕上圧延終了温度が本発明範囲の上限を超え
ており、従って板面に平行な｛１００｝に対する｛１１
１｝の面強度の比が本発明の範囲外であるので限界張出
し高さが低い。鋼Ｃ−１、Ｄ−２、Ｆ−２は、Ｃの含有
量が本発明の範囲の下限値を割っているので従って板面
に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が
本発明の範囲外であるので限界張出し高さが低い。鋼Ｄ
−１、Ｆ−１、Ｆ−３、Ｆ−４は、Ｃの含有量が本発明
の範囲の下限値を割っているだけでなく仕上圧延終了温
度が本発明範囲の上限を超えているため板面に平行な
｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比が本発明の
範囲外であるので限界張出し高さが低い。鋼Ｅ−４は、
焼鈍温度および過時効処理温度が、本発明の下限値を割
っており伸びが低いので限界張出し高さが低い。
【００２７】
【発明の効果】本発明は、上述したように張出し成形性
に優れた冷延鋼板とその製造方法を提供するもので、こ
れらの冷延鋼板を用いることで、大物一体成形などに代
表される変形部への材料流入が制限されるプレス成形に
おいて材料を流入させずに変形させる張出し成形性の大
幅な改善が期待でき、工業的価値が高い発明である。
に優れた冷延鋼板とその製造方法を提供するもので、こ
れらの冷延鋼板を用いることで、大物一体成形などに代
表される変形部への材料流入が制限されるプレス成形に
おいて材料を流入させずに変形させる張出し成形性の大
幅な改善が期待でき、工業的価値が高い発明である。
【図１】本発明に至る予備実験の結果を、板面に平行な
｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比と球頭張出
し試験おける張出し成形高さの関係で示す図である。
｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比と球頭張出
し試験おける張出し成形高さの関係で示す図である。
【図２】本発明における、板面に平行な｛１００｝に対
する｛１１１｝の面強度の比の板厚方向の平均値を求め
る方法を説明する図である。
する｛１１１｝の面強度の比の板厚方向の平均値を求め
る方法を説明する図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 岸田 宏司 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％にて、Ｃ ：０．０２〜０．０６
％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ
≦０．１０％、Ｓ ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％、Ｎ ≦０．０１％を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、板面に平行な｛１００｝に対
する｛１１１｝の面強度の比が板厚方向の平均値で１．
０以下であることを特徴とする張出し成形性に優れた冷
延鋼板。 - 【請求項２】 さらに、質量％にて、Ｂ≦０．００５０
％を含有することを特徴とする請求項１に記載の張出し
成形性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項３】 質量％にて、Ｃ ：０．０２〜０．０６
％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ
≦０．１０％、Ｓ ≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％、Ｎ ≦０．０１％を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼を、７２０℃以上、Ａｒ3点
−３０℃以下の温度域で熱間圧延した後、巻取り、酸洗
して、圧延率６０％以上、９０％以下の冷間圧延を施
し、さらに再結晶温度以上、Ａｃ3 点以下の温度域に加
熱し、該温度域で５分以下保持した後、冷却速度５℃／
ｓ以上で２５０〜５００℃の温度域まで冷却し、該温度
域で１０分以下の過時効処理を施すことを特徴とする板
面に平行な｛１００｝に対する｛１１１｝の面強度の比
が板厚方向の平均値で１．０以下である張出し成形性に
優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 さらに、質量％にて、Ｂ≦０．００５０
％を含有することを特徴とする請求項３に記載の張出し
成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10172597A JPH10298711A (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 張出し成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10172597A JPH10298711A (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 張出し成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298711A true JPH10298711A (ja) | 1998-11-10 |
Family
ID=14308276
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10172597A Withdrawn JPH10298711A (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 張出し成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10298711A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017010064A1 (ja) * | 2015-07-10 | 2017-01-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-04-18 JP JP10172597A patent/JPH10298711A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017010064A1 (ja) * | 2015-07-10 | 2017-01-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN107849654A (zh) * | 2015-07-10 | 2018-03-27 | 杰富意钢铁株式会社 | 冷轧钢板及其制造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040706 |